desgaste a altas temperaturas

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EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS 
TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI - 
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y ACERO AL CARBONO 1020 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
JAYSON DIOMER MORENO FRANCO 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
UNIVERSIDAD TECNOLÓGICA DE PEREIRA 
FACULTAD DE INGENIERÍA MECÁNICA 
PEREIRA 
2007 
 
EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS 
TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI - 
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y ACERO AL CARBONO 1020 
 
 
 
 
 
JAYSON DIOMER MORENO FRANCO 
 
 
 
 
Trabajo de Grado 
 
 
 
 
Director 
José Luis Tristancho R. 
M.Sc. Ingeniería Metalúrgica. 
 
 
 
 
UNIVERSIDAD TECNOLÓGICA DE PEREIRA 
FACULTAD DE INGENIERÍA MECÁNICA 
PEREIRA 
2007 
 
 
 
 
 Nota de aceptación 
 
 _____________________________ 
 _____________________________ 
 _____________________________ 
 _____________________________ 
 _____________________________ 
 
 
 
 
 
 _____________________________ 
 Firma de Jurado 
 
 
 _____________________________ 
 Firma de Jurado 
 
 
 _____________________________ 
 Firma Decano 
 
 
 
AGRADECIMIENTOS 
 
Le agradezco a mi familia por el gran apoyo que me dieron durante mi formación 
profesional y al Profesor José Luis Tristancho por su paciencia y colaboración en 
la ejecución de este proyecto. 
 
 
 
 
 
 
CONTENIDO 
 
 
 
INTRODUCCIÓN 9 
 
1. OBJETIVOS 11 
 
1.1 OBJETIVO GENERAL 11 
 
1.2 OBJETIVOS ESPECIFICOS 11 
 
 
 
 
 
 
 
2. CORROSIÓN A ALTAS TEMPERATURAS POR SALES 
 FUNDIDAS. 
 
12 
 
2.1 CONCEPTOS BÁSICOS. 
 
 12 
2.2 MECANISMOS DE FLUJO 
 
15 
2.2.1 Flujo básico 
 
17 
2.2.2 Flujo ácido 
 
18 
2.3 MECANISMOS DE CORROSIÓN EN CALIENTE 
 
19 
2.3.1 Deposición química 
 
19 
2.3.2 Deposición física 
 
20 
2.3.3. Corrosión en calien te tipo l 
 
20 
2.3.4. Corrosión en Caliente Tipo II 
 
22 
2.3.5 Sulfidación -oxidación 
 
23 
2.3.6. Compuestos volátiles 
 
23 
2.3.7 Flujo 
 
24 
2.4 COSTOS DE LA CORROSIÓN 
 
26 
2.5 MÉTODO GRAVIMÉTRICO 
 
27 
3. METODOLOGÍA 
 
30 
3.1 REVISIÓN BIBLIOGRAFICA 
 
30 
 
 
 
3.2 OBTENCIÓN DE LOS MATERIALES DE TRABAJO 31 
 
 
3.2.1 Composición química de los aceros. 
 
31 
3.3 PROCEDIMIENTO EN LA PREPARACIÓN DE PROBETAS 
 
32 
4. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 
 
33 
4.1 CLASIFICACIÓN DE LAS PROBETAS 
 
33 
4.2 CALIBRACIÓN DEL HORNO MUFLA 33 
 
4.3 TRATAMIENTO TERMICO DE LAS PROBETAS 33 
 
4.4 LIMPIEZA DE LAS PROBETAS DESPUÈS DEL 34 
 ENSAYO 
 
4.5 CONVERSIÓN DE DATOS 35 
 
5. RECOLECCIÓN DE DATOS 37 
 
5.1 VELOCIDAD DE CORROSIÓN 37 
 
 
 
 
 
 
5.2 GRÁFICAS DE LA VELOCIDAD DE CORROSIÓN 
 
 37 
6. CONCLUSIONES 
 
 41 
7. RECOMENDACIONES 
 
 43 
8. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 
 
9. ANEXOS 
 
 44 
 48 
 
 
LISTA DE FIGURAS 
 
Pág. 
Figura 1. Curvas velocidad de corrosión Vs.Tiempo, una temperatura 
 de 700 ºC 
 
37 
Figura 2. Curvas velocidad de corrosión Vs.Tiempo, a una temperatura 
 de 750 ºC. 
 
38 
 
 
 
 
LISTAS DE TABLAS 
 
 Pág. 
Tabla 1. Composición química de los aceros utilizados en el proyecto. 
 
Tabla 2 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 
 304H, AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una 
 temperatura de exposición constante de 700 ºC. 
 
31 
 
39 
Tabla 3. Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 
 304H, AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una 
 temperatura de 750 ºC. 
 
 
39 
 
 
 
 
INTRODUCCIÓN 
 
 
La transformación de energía térmica en mecánica o en cualquier otra forma de 
energía, hace que la eficiencia aumente cuanta más alta sea la temperatura a la 
que se lleva a cabo la transformación. Esta es la causa de que se pretenda 
trabajar en condiciones extremas con el fin de ahorrar combustible. Esta tendencia 
se ve limitada por la respuesta de los materiales bajo estas condiciones a altas 
temperaturas. 
 
Las condiciones corrosivas provocan en muchas ocasiones la falla de los 
materiales y por consiguiente la salida de servicio de las unidades de proceso de 
las que forman parte. Las fallas en los materiales que han sufrido una degradación 
metálica por corrosión de alguno de sus componentes suponen altos costos de 
mantenimiento, debido a paradas no programadas, dando como resultado 
sensibles disminuciones de la productividad de los equipos; además la corrosión 
de las superficies de transferencia de calor en sistemas de combustión es el 
mayor obstáculo para incrementar la eficiencia térmica de la combustión en planta, 
debido a que el ataque por corrosión a alta temperatura de una aleación causa 
una disminución del espesor y a su vez disminuye la transferencia de calor por el 
carácter aislante del depósito. 
 
Los aceros AISI - SAE 304H y AISI – SAE 316L son utilizados para la construcción 
de supercalentadores, recalentadores, paredes y tuberías de caldera; estos 
componentes son altamente sensibles al desgaste corrosivo a altas 
temperaturas, causado por el depósito de sales fundidas o cenizas de aceite en 
fase líquida. 
 
Haciendo uso de los laboratorios que posee la Facultad de Ingeniería Mecánica de 
la Universidad Tecnológica de Pereira, se emplearon técnicas gravimétricas para 
evaluar la tendencia en el comportamiento de los aceros austeníticos AISI - SAE 
304H, AISI - SAE 316L y acero al carbono 1020 que estuvieron en contacto 
directo de una mezcla compuesta de 80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20% 
Na2SO4 (Sulfato de sodio), a temperaturas de 700°C y 750°C durante un tiempo 
de 4 horas; Las probetas, junto con la mezcla corrosiva se colocan en crisoles de 
20 ml, los cuales se introducen en un horno tipo mufla. 
 
En el momento de comparar las probetas utilizadas en el ensayo, se pretende 
determinar cual de los aceros inoxidables AISI - SAE 304H y AISI - SAE 316L o el 
acero al carbono 1020; es el más adecuado en resistencia, durabilidad y costos 
para la construcción de supercalentadores, recalentadores, paredes de caldera y 
tuberías de caldera. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
1. OBJETIVOS 
 
1.1 OBJETIVO GENERAL 
 
Evaluar y comparar el desgaste por corrosión en caliente de los aceros 
austeníticos AISI – SAE 304H, AISI - SAE 316L yacero al carbono 1020 por 
medio de técnicas gravimetrícas. 
 
1.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS 
 
1. Emplear la técnica de pérdida de peso, adaptada a las condiciones 
 Especiales de temperatura y composición del medio corrosivo, para analizar 
 este fenómeno. 
 
2. Comparar los resultados experimentales de los aceros estructurales 
 Austeníticos AISI – SAE 304H, AISI -- SAE 316L y acero al carbono 
 1020. 
 
3. Evaluar los resultados experimentales obtenidos. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
2. CORROSIÓN A ALTAS TEMPERATURAS POR SALES FUNDIDA S 
 
2.1 CONCEPTOS BÁSICOS 
 
Normalmente la generación de vapor se lleva a cabo mediante la operación de 
calderas que utilizan combustibles fósiles, el cual al quemarse produce gases con 
alto contenido calórico. El calor generado es transferido a través de las superficies 
de los distintos dispositivos de intercambio de calor de las calderas, como 
recalentadores, sobrecalentadores y economizadores. Los combustibles fósiles 
contienen impurezas de vanadio (350 – 600 ppm), de sodio (50 – 200 ppm), y 
además de pequeñas concentraciones de níquel, hierro, calcio, silicio, aluminio, 
potasio y manganeso1. 
 
Es del lado de los gases de las calderas y durante la combustión que se producen 
cenizas, mismas que contienen compuestos de vanadio, azufre y sodio, los cuales 
se forman mediante reacciones químicas entre las mismas impurezas y los gases 
de combustión (O2, SO2, SO3). Las cenizas llegan a las superficies exteriores de 
los tubos en forma líquida como depósitos de Na2SO4 Y V2O5 2; Produciendo la 
corrosión por sales fundidas a alta temperatura. La corrosión de estos sistemas de 
combustión, es el principal obstáculo en la eficiencia térmica de las plantas que 
 
1 Paul, I.. D. y Seeley, RR. (1990). Oil Ash Corrosión – A Review of Utility Boiler 
Experience, 
 Corrosión-90, Pp 267/1-267/15. Las Vegas Nevada, EUA. 
2 Wong-Moreno A., Marchán, Salgado R.I y Martinez, L., (1995). Molten Salt Corrosión 
of heat 
queman combustibles fósiles. Durante la combustión del carbón o del aceite 
combustible, la mayoría de los compuestos inorgánicos no volátiles forman 
cenizas, las cuales están compuestas de mezclas de compuestos inorgánicos 
oxidados, de bajo punto de fusión. 
Las impurezas más agresivas son el vanadio y el azufre; el vanadio del 
combustible se transforma durante el proceso de combustión en V2O5 y el azufre 
en la ceniza está en forma de sulfatos alcalinos. Esta clase de compuestos 
(Na2SO4 y V2O5) forman un sistema binario que sufre una reacción eutéctica a 
temperatura relativamente baja (menor de 600ºC), la cual causa fusión, formando 
una capa estable de electrolito sobre la superficie del metal. Los compuestos de 
vanadio formados son muy corrosivos y estables bajo condiciones normales de 
operación en las calderas. 
 
Este tipo de corrosión ha sido observado en los sobrecalentadores y 
recalentadores, los cuales pueden tener temperaturas de 600 °C a 650 °C, y 
partes no refrigeradas como soportería, separadores y mamparas que pueden 
tener temperaturas de hasta 1000 °C 3. 
 
En aplicaciones industriales los depósitos de sal fundida pueden estar constituidos 
por una mezcla de sulfato y vanadato. Luthra y Spacil4, han propuesto que la 
composición del depósito está predominantemente determinada por la reacción: 
 
Na2SO4 + V2O5 = 2NaVO3 + SO3 (1) 
 
Y el desplazamiento de la reacción está determinado por la presión parcial de SO3 
en el ambiente gaseoso y las actividades de los componentes en el fundido. La 
 
 resisting alloys. Corrosión-95, Pp 465/1-465/16, EUA. 
3 Cutler, A. J. B., Flatley, T . y Hay, K. A. (1978). Fire-side corrosion in power-stations boiler 
CEGB 
 Research. 13-26. 
4 K. L. Luthra and H. S. Spacil, J. Electrochem. Soc., Vol 129, p. 649, 1982. 
reversibilidad de la reacción también ha sido estudiada por Jones y 
colaboradores5. 
 
Los metales y aleaciones utilizadas a elevadas temperaturas se protegen por la 
formación de una capa de óxido densa, ligeramente adherente y con crecimiento 
lento sobre la superficie que está expuesta al gas oxidante a altas temperaturas. 
Esta capa puede proteger el material de la oxidación u otro ataque adicional por 
algún otro agente corrosivo en el ambiente. Sin embargo, cuando el material está 
cubierto una capa delgada de sales fundidas expuesta a un medio ambiente 
gaseoso 6, lo cual produce adelgazamiento del espesor de los materiales y por 
tanto reduce la vida útil de los mismos. 
 
El intervalo de temperaturas en el cual ocurre el ataque de corrosión en caliente 
está comprendido entre 550°C y 700°C; para el sulfa to de sodio, donde la 
temperatura más baja se considera como el punto de fusión de la sal y la más alta, 
su punto de rocío. La deposición de la película de líquido condensada sobre el 
sistema, puede resultar de uno de los dos procesos siguientes: La deposición 
química y la deposición física. 
 
La deposición química se presenta cuando la presión de vapor del Na2SO4 
(Sulfato de sodio) dentro de la fase gaseosa, a la temperatura del sulfato, excede 
su presión parcial de equilibrio. 
 
La deposición física se presenta cuando varias sales, sólidas o líquidas, pueden 
desprenderse de una componente corriente arriba. Esta técnica esta basada en la 
formación de un vapor del material que se pretende depositar en capa delgada. 
 
5 R. L. Jones, C. E. Williams, S. R. Jones, J. Electrochem. Soc. Vol. 133, p. 227, 1986. 
6 Gupta, Dilip K. y Rapp, Robert. (1980). The solubilities of NiO, CO3O4, and ternary oxides 
in fused 
 Na2 SO4 at 1220 K. Journaal of the Electrochemistry Society Solid State 
Science and 
Para ello, el material en forma de sólido es sometido bien sea a un proceso de 
calentamiento hasta la evaporación o bien se 'pulveriza' mediante un bombardeo 
intenso con partículas cargadas en forma de iones. En este último caso, los iones 
proceden de una descarga eléctrica entre dos electrodos en forma de plasma, 
utilizando un gas generalmente inerte (argón.) También es posible bombardear la 
muestra con un haz de iones procedentes de una fuente externa de iones. Esta 
última técnica permite variar la energía y la intensidad de los iones que alcanzan la 
superficie del material a depositar. 
 
La corrosión por sales fundidas tiene básicamente dos etapas: una etapa de 
iniciación, durante la cual la velocidad de corrosión es lenta y una de propagación 
en la cual una rápida y a menudo ocurre una corrosión catastrófica. 
 
Durante la primera etapa, la aleación es alterada para hacerla susceptible a un 
posterior ataque rápido, esta alteración puede incluir el agotamiento del elemento 
responsable de la formación del óxido protector (usualmente aluminio o cromo), 
formación de sulfuros en la aleación debido a la penetración del azufre a través de 
la escama, disolución de óxidos en la sal y crecimiento de esfuerzos en la capa. 
Estas alteraciones también pueden ocasionar un cambio en la composición de la 
sal hacia condiciones más corrosivas. 
 
2.2 MECANISMOS DE FLUJO. 
 
Las reacciones de flujo de la sal incluyen el flujo básico, en el cual el óxido 
reacciona con el Na2O y se disuelve en la sal como especies aniónicas, y el flujo 
ácido, en el cual la escama reacciona con el SO3 y se disuelve como una especie 
catiónica.7 
 
 Technology, 127, 10. 
7 J. Bilbao; A. de Miguel; V. Cachorro;V. Tricio; R.E. Viloria Computational Mechanics 
Publications, 
 Southampton, 1997, pp.853-861. 
 
En un depósito líquido de sulfato de sodio que contiene el ión oxígeno o el Na2O, 
la actividad está definida por los potenciales del dióxido de azufre y del oxígeno; 
en este mismo fundido, el ión sulfato se descompone de acuerdo a: 
SO4
-2 = 
2
1
O2 + SO2 + O
-2 (2) 
En el flujo ácido, la concentración del ión oxígeno en el fundido es baja comparada 
con el valor requerido para mantener el equilibrio en la reacción de disociación del 
óxido metálico, según la ecuación: 
 
MO = M+2 + O-2 (3) 
En consecuencia a bajas concentraciones del ión oxígeno en el fundido, el flujo 
ácido puede ocurrir cuando el óxido del metal se disuelva en el sulfato de acuerdo 
a la ecuación anterior. Si la actividad del ión oxígeno en el fundido es alta, 
comparada con la requerida para formar aniónes complejos, estos se pueden 
formar de acuerdo al equilibrio: 
 
MO + O-2 = MO2
-2 (4) 
 
Y el óxido del metal se disuelve en el sulfato como un anión complejo, lo cual es 
conocido como flujo básico. Tomando como ejemplo el NiO, su solubilidad 
aumenta con el incremento de la actividad de Na2O (decreciendo PSO3) de acuerdo 
a la reacción: 
2NiO + O-2 + 
2
1
O2 = 2NiO2
- (5) 
La cual corresponde a un flujo básico y se incrementa con la disminución de la 
actividad de Na2O de acuerdo a la reacción: 
 
NiO = Ni+2 + O-2 (6) 
 
 
 
Que corresponde a un flujo ácido. Similar comportamiento en solubilidad ocurre 
con otros óxidos. 
 
Por supuesto la estabilidad de los diferentes aniónes complejos varía y las 
condiciones que conlleva flujo ácido de un óxido podría, igualmente, causar flujo 
básico en otro óxido y las curvas para los diferentes óxidos se desplazarían a la 
izquierda o derecha, dependiendo de la estabilidad relativa de los compuestos 
involucrados. 
 
 
 
2.2.1 Flujo básico. En general, la teoría propone que la película de óxido 
protector se disuelve en la sal en el sitio de reacción y el óxido se precipita en 
algún otro sitio donde la solubilidad local es más baja. 
La velocidad de oxidación de un metal que sufre corrosión en caliente puede 
explicar mejor este mecanismo. Durante el calentamiento, sobre la superficie 
metálica, se forma una capa delgada de Cr2O3, la cual se cubre por el Na2SO4 
mientras éste se funde. La formación continua del óxido disminuye rápidamente la 
presión parcial del oxígeno en la sal y el potencial del azufre se incrementa 
promoviendo el transporte a través del óxido y la formación de sulfuros en la 
interfaz metal-escama. 
 
El probable mecanismo es el transporte de moléculas de SO2 a través de los 
defectos de la capa, tales como microgrietas. La fuente de SO2 es la disociación 
del ión sulfato de acuerdo a la ecuación 2; como se puede ver, a medida que el 
SO2 y el O2 son consumidos, la actividad del ión óxido en la sal se incrementa 
para mantener el equilibrio, provocando que la sal sea más básica. El incremento 
en la basicidad será más alto en las áreas donde se forman los sulfuros, es decir, 
donde el SO2 se consume más rápidamente, y en esas regiones la capa de Cr2O3 
reaccionará para formar iones cromato solubles en el fundido, los cuales difunden 
hacia la interfaz sal-gas, donde la concentración del ión óxido es baja, 
reprecipitando como Cr2O3. 
 
La disolución del óxido permite entonces que la sal penetre y sea esparcida a lo 
largo de la interfaz óxido-metal levantando y quebrando la capa; este rompimiento 
del óxido, también permite la penetración del oxígeno que actúa como oxidante de 
los sulfuros, de ese modo se libera azufre que posteriormente penetra en el metal. 
 
La regeneración de este proceso produce un óxido de Cr2O3 poroso, similar a una 
colmena, permitiendo la difusión del azufre y posteriormente la del oxígeno a lo 
largo de los límites de grano del metal. De esta manera las condiciones 
establecidas para el flujo básico del Cr2O3 están dadas por la reacción: 
 
Cr2O3 + O
-2 = 2CrO2-2 (7) 
 
formando iones cromato en la sal fundida, los cuales migran a través de la capa de 
sal hacia los sitios de potencial de oxígeno más alto, esto es, sitios cercanos a la 
interfaz sal-gas donde precipitan como Cr2O3, liberando iones oxígeno de acuerdo 
a: 
2CrO-22 = Cr2O3 + O
2- (8) 
 
El alto potencial de oxígeno en esta posición hace que la reacción 6 reverse de tal 
manera que la actividad del ión de óxido o Na2O, llegue a ser demasiado baja para 
soportar la existencia de los iones complejos8. 
 
 
8 LAI G. High temperature corrosion of engineering alloys. ASM Intenatiónal. USA. 1996. 
p. 117- 
 142. 
2.2.2 Flujo ácido. El flujo ácido puede ser subdividido en flujo ácido inducido por 
la aleación, en el cual, las condiciones de acidez en la sal son determinadas por la 
disolución de las especies desde la aleación, las cuales reaccionan con el Na2O y 
en flujo ácido inducido por el gas, en el cual las condiciones de acidez son 
establecidas por la interacción con la fase gaseosa. 
 
El flujo ácido debido a la aleación, generalmente resulta de la disolución de los 
óxidos metálicos en el Na2SO4 fundido, es decir, molibdatos, tungstanatos y 
vanadatos, disminuyendo la concentración del ión óxido en la sal fundida y 
haciendo que la sal sea mucho más ácida para que de esta forma ocurra la 
disolución de los óxidos en la sal, por disociación. Después de un período corto de 
incubación, ocurre una ganancia rápida en peso y de manera acelerada. La capa 
de óxido formada sobre la superficie durante la reacción es muy porosa y gruesa, 
con una textura en forma estratificada, que se desprende cuando se enfría a 
temperatura ambiente. 
 
El ataque ácido inducido por el gas, ocurre cuando la atmósfera contiene 
presiones parciales de SO3 relativamente altas; bajo estas condiciones, resulta un 
fundido de baja actividad de Na2O o de ión óxido. Esta forma de corrosión en 
caliente predomina a bajas temperaturas, entre 600ºC y 800ºC y su mecanismo 
exacto es incierto, pero las morfologías de los fenómenos de corrosión producidos, 
que por lo general son en forma de picado, han sido bien caracterizadas9. 
 
2.3 MECANISMOS DE CORROSIÓN EN CALIENTE 
 
A temperatura ambiente, la cinética de reacción gas-metal es muy lenta y como el 
proceso corrosivo requiere de un mecanismo electroquímico, se necesita de un 
 
9 J. Bilbao; A. de Miguel; V. Cachorro; V. Tricio; R.E. Viloria Computational Mechanics 
Publications, 
 Southampton, 1997, pp.853-861. 
electrolito para realizarse. A temperaturas elevadas suele suceder la oxidación 
directa sin necesidad del electrolito, la cual se denomina como corrosión seca pero 
la presencia de sales fundidas puede modificar el mecanismo de reacción, 
haciéndolo de naturaleza electroquímica10. El rango de temperaturas en el cual 
ocurre el ataque por corrosión en caliente se estima entre 800ºC y 950ºC, para el 
sulfato de sodio, donde la temperatura más baja se considera como el punto de 
fusión de la sal y la más alta, su punto de rocío11. 
 
La deposición de la película de líquido condensada sobre el sistema, puede 
resultar de uno de los dos procesos siguientes. 
 
2.3.1 Deposición química: se presenta cuando la presión de vapor del Na2SO4 
dentro de la fase gaseosa, a la temperatura del sustrato, excede su presión parcial 
de equilibrio12. 
2.3.2 Deposición física: se presenta cuando varias sales, sólidas o líquidas, 
pueden desprenderse de una componente corriente arriba; como por ejemplo, un 
filtro de aire, y adherirse al substrato por impacto. Por consiguiente, en la corrosión 
en caliente, los sulfurosno son formados por reacción con compuestos de azufre 
de la fase gaseosa, sino por la interacción metal-sal. 
 
Debido a que la corrosión, por películas electrolíticas delgadas, tiene 
características comunes con la “corrosión atmosférica” de una película acuosa a 
temperatura ambiente; el fenómeno ha sido denominado corrosión en caliente. 
 
10 CARRASCOS J. L. ADEVA P. ABALLE M. O y Corrosión a Alta Temperatura de 
Aleaciones 
 Base Níquel. Centro Naciónal de Investigaciónes Metalúrgicas. Madrid. Vol. 20. p. 35-
39. 1989. 
11 STRINGER J. Hiht Temperature Corrosión Problems in the Electric Power Industry 
and Their 
 Solutión. Electric Power Institute. Palo Alto. California 1980. 
12 Robert A. Rapp, Hot Corrosión of Materials: a Fluxing Mechanism?, Corrosión Science, 
2000, p. 
 210. 
Mientras la corrosión atmosférica acuosa es controlada por la difusión del oxígeno 
disuelto en la película de agua, numerosas mediciones han mostrado que en la sal 
fundida13,14,15,16 el oxidante soluble en el proceso de corrosión en caliente es el 
SO3 (S2O7
2-). 
 
La corrosión en caliente usualmente se divide en dos amplias categorías, 
corrosión en caliente a alta temperatura o tipo uno y corrosión en caliente a baja 
temperatura o tipo dos. 
 
2.3.3 Corrosión en caliente tipo l. Denominada HTHC, este mecanismo de 
corrosión se observó en el intervalo de temperatura comprendido entre 750°C y 
950°C, cuando la película de sal condensada está co mpletamente líquida y con 
una velocidad máxima de corrosión a 900°C, consider ando que el punto de fusión 
del Na2SO4 es de 884°C
17,18,19. 
 
Una microestructura típica de la corrosión en caliente tipo I, muestra la formación 
de sulfuros y un agotamiento o disminución de los componentes activos en el 
sustrato metálico. La sulfidación interna de la aleación, debajo del sulfato fundido, 
podría desplazar la composición de la sal en dirección básica hacia la superficie 
del óxido, mientras el resto de la sal permanecería neutra; luego el óxido podría 
 
13 D.A. Shores, W. C. Fang, J. Electrochem. Soc. 128 (1981), p. 346. 
14 W. C. Fang, R. A. Rapp, J. Electrochem. Soc. 130 (1983), p. 2335. 
15 H. Numata, A. Nishikata, S. Haruyama, Proc. JIMIS-3, Trans. Jpn. Inst. Suppl. (1983), 
p. 303. 
16 X. Zheng, R. A. Rapp, J. Electrochem. Soc. 140 (1993), p. 2857. 
17 CARRASCOS J. L. ADEVA P. ABALLE M. O y Corrosión a Alta Temperatura de 
Aleaciones 
 Base Níquel. Centro Naciónal de Investigaciónes Metalúrgicas. Madrid. Vol. 20. p. 35-
39. 1989. 
18 RAPP R. And ZHANG Y. Hot Corrosión of Materials: Fundamenta Studies. JOM. P47 - 
55.1994. 
19 Robert A. Rapp, Hot Corrosión of Materials: a Fluxing Mechanism?, Corrosión Science, 
2000, p. 
 210. 
 
ser disuelto por el flujo básico y precipitarse en la sal como una capa de óxido 
suelta, porosa y no protectora. Por otra parte la solubilidad de elementos como el 
molibdeno y el vanadio, provenientes del combustible, podrían desplazar la 
composición de la sal en dirección ácida, conduciendo al denominado, flujo ácido. 
La cinética y duración del proceso de corrosión se determina por la magnitud y el 
gradiente de la basicidad relativa de la sal con respecto a la solubilidad local de las 
fases en la capa de óxido, como lo cuantifica la solubilidad en los diagramas de 
fases. 
 
La reacción de corrosión electroquímica puede generar una condición de 
basicidad altamente localizada y la interfaz óxido-sal es generalmente el sitio 
apropiado para las reacciones de reducción electroquímica de las especies 
disueltas en la película de sal, siendo esta interfaz la más básica en la película. 
Ahora bien, la capa de óxido puede formar solutos ácidos o básicos dependiendo 
de la zona de estabilidad en el diagrama de fases. Como la química de la sal es 
dominada por el contacto con el sustrato, la reacción de sulfidación conlleva un 
incremento en la basicidad. 
 
Para depósitos alcalinos de sulfato, sobre aleaciones, la corrosión en caliente a 
alta temperatura comúnmente se observa entre 825ºC y 950ºC, cuando la 
temperatura de fusión de la sal condensada está por debajo de la temperatura de 
servicio. La corrosión en caliente a baja temperatura ocurre a temperaturas mucho 
más bajas donde factores adiciónales mantienen la sal fundida. 
 
2.3.4 Corrosión en Caliente Tipo II. Denominada LTHC, se ubica entre los 700°C 
y 750°C, donde la fase líquida de sal es formada ún icamente por la disolución de 
varios productos de corrosión20,21,22. 
 
20 K. L. Luthra, D. A. Shores, Electrochem. Soc. 127 (1980), p. 2202. 
21 K. L. Luthra, Metall. Trans. 13A (1982), p. 1647, 1843, 1853. 
22 K. L. Luthra, J. Electrochem. Soc. 132 (1985), p. 1293. 
La LTHC ocurre por debajo del punto de fusión del Na2SO4 puro. Los estudios 
realizados para este tipo de corrosión en caliente demuestran que la morfología de 
los productos de reacción, se caracterizan por un ataque no uniforme en forma de 
huecos con una pequeña formación de sulfuros cerca de la interfaz metal-óxido y 
una disminución de Cr o Al en el sustrato de la aleación. La disolución de la 
película de óxido es de tipo ácido, sensible a la presión externa de SO3, aquí la 
PSO3 es alta, por lo tanto, el óxido es disuelto al igual que el acero expuesto
23. 
 
La máxima velocidad de corrosión de aleaciones Fe-Cr se observa cerca de los 
700ºC, resultado interpretado por el mecanismo de disolución precipitación. Los 
iones Fe3+ son reducidos en la interfaz óxido-sal formando iones Fe2+ y la 
contramigración de iones Fe3+, Fe2+, en la película de sal, lleva a la reacción de 
reducción del O2 en la interfaz sal-gas, obteniéndose un gradiente de solubilidad 
negativo a través de la película de sal24 
 
En sus últimas publicaciones, Luthra reportó la presencia de este mecanismo 
corrosivo en aleaciones Co - Cr, Co - Cr - Al y Co - Al y encontró que la disolución 
de los compuestos de cobalto previene la formación de una película de óxido 
protector de Cr2O3 ó Al2O3 
25. 
 
Actualmente se admite que el flujo ácido o básico del óxido, es la etapa inicial, 
predominante, de la corrosión en caliente. Se cree que el flujo básico predomina a 
alta temperatura, entre 825ºC y 900ºC, mientras que el flujo ácido, debido al SO3 
 
23 RAPP R. And ZHANG Y. Hot Corrosión of Materials: Fundamenta Studies. JOM. P47-
55.1994. 
24 ROBERT A. RAPP. Chemistry and Electrochemical of Hot Corrosión of Metal. Materials 
Science 
 and Engineering. P 319-327. 1987. 
25 Luthra. Hiht Temperature Corrosión. NACE. USA. 1983. 
en la fase gaseosa, es una etapa inicial importante en la corrosión a baja 
temperatura, entre 600ºC y 800ºC26. 
 
Dentro de cada categoría de corrosión en caliente existe un periodo de iniciación 
donde ocurre poca corrosión, seguida por una etapa de propagación donde toma 
lugar una rápida degradación. Los tres mecanismos que describen la etapa de 
propagación son: sulfidación-oxidación, compuestos volátiles y flujo. 
 
2.3.5 Sulfidación-oxidación. Este mecanismo describe como el azufre reacciona 
con el metal para formar sulfuros superficiales o internos. A medida que avanza el 
frente de oxidación en el metal, los sulfuros se oxidan en una película no 
protectora. La oxidación del sulfuro libera el azufre que puede migrar más lejos en 
el metal, sosteniendo por lo tanto la reacción. 
 
 Sin embargo Bornstein y DeCrecente27,28 mostraron que no siempre se observa 
una cinética acelerada durante la oxidación de superaleaciones presulfidizadas y 
que la cinética acelerada puede ocurrir bajo recubrimientos de Na2CO3 o NaNO3 
en ausencia de azufre. Así, por lo menos en algunos casos, se necesitan 
mecanismos de corrosión en calienteadiciónales para describir la cinética 
acelerada. El mecanismo de sulfidación-oxidación solamente es aplicable a la 
corrosión en caliente tipo uno, donde se forman sulfuros interiores. 
 
2.3.6 Compuestos volátiles. Pueden existir algunas condiciones, quizás en 
ambientes con halógenos, donde se pueden formar compuestos volátiles bajo la 
película de óxido. La migración de estos compuestos, hacia fuera, puede agrietar 
las escamas de óxido o su oxidación puede crear una escama porosa y no 
 
26 RAHMEL A. Electrochemical Aspects of Molten-salts-enhanced Corrosión. Material 
Science and 
 Engineering, 87(1987). P345-352. 
27 N. S. Bornstein, M. A DeCrecente: Trans. AIME 245, p. 583, 1969. 
28 N. S. Bornstein, M. A DeCrecente: Met. Trans. 2, p. 2875, 1971. 
protectora. Esto es análogo a la oxidación de HfC, donde la oxidación libera gas 
CO en la interfaz HfC-HfO2, dando como resultado una escama de óxido porosa. 
2.3.7 Flujo. Los primeros desarrollos del mecanismo de flujo son atribuidos a 
Bornstein y DeCrecente , Goebel y Pettit29 y Goebel, Pettit y Goward30. El 
mecanismo de flujo se basa en la disolución de óxidos en sales ácidas o básicas, 
luego el óxido sé reprecipita en forma porosa y no protectora dentro de la sal 
fundida o en la interfaz sal-gas. La nomenclatura comúnmente aceptada consiste 
en describir la oxidación de la sal como un comportamiento ácido-base en 
presencia de los iónes O2-, como ocurre con los iónes OH- en solución acuosa; por 
ejemplo: 
 
Base = Ácido + O2- (9) 
 
En el caso del NiO disolviéndose en Na2SO4, la reacción de disolución ácida es: 
NiO = Ni2+ + O2- (10) 
 
y la reacción de disolución básica es: 
2NiO + O2- + 
2
1
O2 = 2NiO
2- (11) 
El componente ácido del Na2SO4 es el SO3 y el componente básico es el Na2O. 
Para cada óxido, las curvas de solubilidad determinan, con las pendientes 
predichas, las contribuciones individuales de los solutos ácidos y básicos simples 
no acomplejados. Cada curva, excepto para el SiO2, consta de una pendiente a la 
izquierda, que indica la solubilidad básica y otra a la derecha que indica la 
solubilidad ácida. Estas solubilidades se pueden describir de la siguiente forma: 
 
Solubilidad básica: MOX + O
2- = MOX+1
2- (12) 
 
29 J. A. Goebel, F. S. Pettit: Met. Trans. 1, p. 1943, 1970. 
30 J. A. Goebel, F. S. Pettit, G. W. Goward: Met. Trans. 4, p. 261, 1973. 
 
 dLog [ MOX+1
2-] / d(-Log aNa2O) = -1 
 
Solubilidad ácida: MOX = M
2X+ + XO2- (13) 
 dLog [ M2X+] / d(-Log aNa2O) = +X 
Todas las curvas pueden describirse con precisión por estas interpretaciones 
simples; es decir, las curvas experimentales de solubilidad obedecen exactamente 
tales predicciones, aunque en la práctica, los óxidos Fe2O3 y Cr2O3 fueron 
fundidos para exhibir, cada uno, un soluto ácido y uno básico. En el rango de 
basicidad del fundido estudiado, el SiO2 no forma un soluto iónico y estas medidas 
de baja solubilidad, por consiguiente, son independientes de la basicidad. Como 
fue demostrado con el NiO, si un balance de carga es involucrado en la reacción 
de disolución, la contribución de solubilidad del soluto dependerá de la PO2; de otra 
forma no hay dependencia. 
El rango en la basicidad medido entre el mínimo del óxido más básico, Co3O4 y el 
mínimo del óxido más ácido Al2O3 o Cr2O3, es de aproximadamente seis órdenes 
de magnitud. Afortunadamente, en la operación de una turbina de gas 
frecuentemente son estabilizados a una PSO3 en el rango donde los dos óxidos, 
Cr2O3 y Al2O3, exhiben el mínimo en sus solubilidades. Las aleaciones que 
contienen Cr y Al son por consiguiente excelentes para componentes de turbinas, 
ya que forman recubrimientos protectores31. En el caso del sulfato de sodio puro, 
cuyo punto de fusión es de 884ºC, la disolución básica ocurre a temperaturas 
superiores a su punto de fusión y la ácida a temperaturas menores de este punto. 
 
 
 
 
31 R. A. Rapp, Hot Corrosión o f Materials: a Fluxing Mechanisms?, Corrosión Science 44, 
2002, 
 p.209-221 
 
 
 
 
 
2.4 COSTOS DE LA CORROSIÒN 
 
En todo sistema de costos existen dos objetivos generales, uno es proporcionar 
información financiera a una entidad económica y el otro es proporcionar 
información financiera a la gerencia y a los distintos departamentos para planear y 
controlar las actividades de la organización 32; no obstante, en gran medida estos 
costos están solapados y su identificación amerita un gran esfuerzo sobre todo 
disciplina en la alimentación constante de los sistemas de costos. Tal es el caso, 
de los costos por corrosión; los cuales en la mayoría de las empresas son 
incluidos indistintamente como labores de mantenimiento preventivo o correctivo 
sin disgregarlos; lo cual no permite que las gestiones dirigidas a la optimización de 
recursos y minimización de costos se analicen adecuadamente desde su origen. 
A nivel industrial se conoce a la corrosión como un factor determinante en la 
confiabilidad y reducción de la vida útil de los equipos metálicos usados en la 
producción y transformación de un producto, donde el problema de la corrosión es 
ignorado o es aceptado como disminución normal en la vida útil de un equipo. No 
obstante, esto se traduce en costos para la empresa que pudieran ser 
minimizados, conociendo las estrategias a emplear en materia de métodos de 
control asociados con este fenómeno. 
Según especialistas definen que los costos de la corrosión son cada día más 
alarmantes. Anualmente, este fenómeno destruye un cuarto de la producción 
mundial de acero, lo cual significa que cada hora 33 toneladas de acero sufren el 
 
32 Koch Gerhardus H. et al. “Corrosión Costs by Industry Secto”, Supplement to 
Materials 
 Performance, NACE International, (2002), 2-10. 
ataque de la corrosión. Es posible proteger con el galvanizado en caliente por lo 
menos un tercio de las estructuras de acero, pero este tratamiento preventivo por 
lo general no se realiza. De allí la corta vida de obras de infraestructura o 
viviendas, y la necesidad de aplicar millonarios programas de mantenimiento que 
encarecen la construcción 3333. 
 
La corrosión está minando las estructuras del mundo. El costo de la corrosión en 
los países industrializados es del 2% del PIB, donde el reemplazo del material 
metálico corresponde a un 42.3%, y las reparaciones en mantenimiento a un 
29.4%; los métodos de protección y prevención son del 23.8%, y la parte de 
investigación y desarrollo, apenas el 4.5%. La corrosión destruye un cuarto de la 
producción mundial del acero. Esto significa 150 millones de toneladas al año, y si 
lo llevamos a segundos son 5 ton. Por segundo de acero que se pierden si no 
observamos una cultura orientada a preservar los materiales constructivos. 
 
Según investigaciones sobre el costo de la corrosión en Colombia donde se 
analizaron los sectores económicos de alimentos, químicos, metalmecánica, 
servicios públicos y transporte de las zonas del Caribe y Andina. Para el análisis 
de los resultados obtenidos se definieron y calcularon varios índices como 
indicadores de la incidencia directa de los fenómenos de corrosión sobre la 
actividad económica considerada. Con lo anterior se concluyó que los costos de la 
corrosión en Colombia representan aproximadamente 1.21% del PIB del país. 
3 
2.5 MÉTODO GRAVIMÉTRICO 
 
El método más simple y más implementado para la estimación de la corrosión en 
planta y equipos es el análisis de la pérdida de peso de testigos o cupones de 
 
3 
33 Metal Samples Corrosion Monitoring Systems, ADivisión of 
Alabama Specialty Products, 
muestreos. Una muestra o cupón prepesado, del metal o aleación a considerar es 
introducido en el proceso, para luego ser removido después de un período de 
tiempo de exposición razonable. El cupón, es entonces limpiado de todos los 
productos secundarios de la corrosión y es repesado. De la pérdida de peso, 
haciendo uso de las siguientes fórmulas, se calcula la pérdida de espesor (T) y el 
promedio de la tasa de corrosión en dicho período (R): 
Velocidad de corrosión (VC) 
)()()/(
)(
3 hrExposiciónTiempoAExpuestaAreacmgAleaciónladeDensidad
KgPesodePérdida
VC
××
×
= (14) 
 
La constante la puede variar al calcular la rata de corrosión en varias unidades: 
 
 
 
Simplemente se requiere de un cupón apropiadamente diseñado y un montaje 
para el cupón dentro de la línea (portacupón). La medición de la pérdida de peso 
aún hoy en día, se sigue manteniendo como el medio más utilizado para 
 
 Inc.www.metalsamples.com 
Pérdida del Metal 
Unid ad (CR) Área de unidad 
(A) 
K – Factor 
mils/año (mpy) 2in 41034.5 x 
mils/año (mpy) 2cm 61045.3 X 
milímetros/año (mmy) 2cm 41075.8 X 
Pérdida del Metal 
Unidad (ML) Área de unidad (A) K – Factor 
Mills 2in 61.02 
Mills 2cm 393.7 
determinar las pérdidas vinculadas a la corrosión, siendo el método en uso más 
antiguo. 
 
Este método tiene un gran número de ventajas atractivas que hace que mantenga 
su popularidad: 
 
• Simplicidad: No necesita de una instrumentación sofisticada para obtener un 
 resultado. 
• Directo: La medición directa es obtenida, sin realizar aproximaciones teóricas 
 ni modelos físicos-químico complejos. 
 
• Versátil: Es aplicable a todos los ambientes corrosivos, y proveen información 
sobre todas las formas de corrosión. Permite apreciar los efectos específicos 
de la corrosión a través de un apropiado análisis de laboratorio. 
Este método es comúnmente utilizado como medio de calibración, evaluación y 
respaldo de otros métodos de monitoreo de corrosión, tales como los métodos 
de Polarización Lineal o el de Resistencia Eléctrica. 
En situaciones donde son aceptables la data promediada y de lenta obtención, el 
monitoreo de pérdida de peso es la técnica preferida. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
3. METODOLOGÍA 
 
 
 
 
 
 
REVISIÓN BIBLIOGRÁFICA 
 
EVALUACIÓN Y COMPARACIÓN DEL DESGASTE CORROSIVO A ALTAS 
TEMPERATURAS EN LOS ACEROS INOXIDABLES AUSTENÍTICOS , AISI - 
SAE 304H, AISI - SAE 316L Y AISI – SAE 1020 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
3.1 REVISIÓN BIBLIOGRÁFICA 
 
En este trabajo se ejecutó una búsqueda minuciosa y precisa acerca de los 
temas que tienen relación con el proyecto de grado (realización de pruebas, 
normalización, análisis y resultados, manejo de equipos, etc...), a través de las 
consultas realizadas al director de proyecto de grado, libros, publicaciones que 
están en disposición en la biblioteca de la Universidad Tecnológica de Pereira y 
fuera de ella. 
 
Dentro del proceso experimental utilizamos los aceros inoxidables austeníticos, 
AISI - SAE 304H, AISE - SAE 316L y acero al carbono 1020. 
 
3.2 OBTENCIÓN DE LOS MATERIALES DE TRABAJO. 
 
Para la realización de este proyecto se adquirieron los siguientes materiales de 
trabajo: 
OBTENCION DE MATERIALES 
PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 
DISCUSIÓN 
 
RECOLECCIÓN DE DATOS 
INFORME 
 
 
• Probetas de AISE SAE 304H , probetas de AISI SAE 316L y probetas AISI 
SAE 1020; estas probetas tienen dimensiones 9 x 9 x 3 mm, y una mezcla 
compuesta de 80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20% Na2SO4 (Sulfato de 
sodio); todos estos materiales fueron suministrados por el Ingeniero José Luis 
Tristancho. 
 
3.2.1 Composición química de los aceros 
 
Tabla 1. Composición química de los aceros utilizados en el proyecto. 
 www2.ing.puc.cl/~icm2312/apuntes/materiales/aceros/sabimet.html 
Tipo % 
Carbono 
% 
Mangane
so 
Max. 
% 
Fosfor
o 
Max. 
% 
Azufr
e 
Max. 
% 
Silicio 
Max. 
% 
Niquel 
% 
Crom
o 
% 
Molib
deno 
304
H 
0.04 a 
0.01 
2.00 0.04 0.03 0.75 8 a 10 18 a 
20 
 
316
L 
0.03 2 0.045 0.03 1 10 a 
14 
16 a 
18 
2 a 3 
1020 0.15 – 
0.25 
0.3 – 0.6 0.035 0.05 0,3–
0,5 
 0.2 
max 
 
 
3.3 PROCEDIMIENTO EN LA PREPARACIÓN DE LAS PROBETAS . 
 
Las probetas utilizadas en este proyecto se les realizó una preparación cuidadosa 
con el propósito de obtener unos datos confiables en las pruebas gravimetrícas. 
 
Limpieza de las probetas según Norma ASTM G-1 34. 
1. Cada muestra fue cortada a un tamaño de 9 mm x 9 mm x 3 mm, lijada con 
papel de carburo de silicio de 600 (SiC) en todas las caras. 
2. Las muestra son enjuagadas con agua destilada, desengrasada con 
acetona ( 33COCHCH ) y secada bajo un flujo de aire caliente. 
3. Los especimenes secos y limpios deben pesarse. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
4. PROCEDIMIENTO EXPERIMENTAL 
 
34 G 1 – 90 (Reapproved 1999), Standard Practice for Preparing, Cleaning, and 
Evaluating 
 Corrosion Test Specimens. 
 
 
4.1 CLASIFICACIÓN DE LAS PROBETAS. 
 
Se clasificaron en 2 grupos las probetas; cada grupo contiene una probeta de 
acero AISI SAE 316L, una probeta de acero AISI SAE 304H y una probeta de 
acero 1020. 
 
Se determina la temperatura constante que va a tener cada grupo así: 
Grupo 1: Se trabajó a una temperatura de 700 ºC. 
Grupo 2: Se trabajó a una temperatura de 750 ºC. 
 
4.2 CALIBRACIÓN DEL HORNO MUFLA. 
 
En el inicio del procedimiento experimental se configuró el Horno Mufla con una 
incertidumbre de ± 2 ºC; con el propósito de encontrar el funcionamiento óptimo 
del equipo para nuestro procedimiento experimental. 
 
4.3 TRATAMIENTO TÉRMICO DE LAS PROBETAS. 
 
Con anterioridad se curaron los crisoles a una temperatura constante de 80 ºC 
durante 30 minutos. 
 
Se describe el proceso experimental así: 
 
1. Por facilidad de procedimiento y espacio dentro del horno, tomamos del 
 grupo 1 las probetas, y las dividimos en dos fases experimentales. En la 
 primera fase experimental ubicamos en el horno mufla 3 probetas de acero 
 AISI SAE 316L y 3 probetas de acero AISI SAE 304H. 
2. Cerramos el horno mufla y aumentamos gradualmente la temperatura hasta 
 llegar a una temperatura de 700 ºC; mantenemos constante esta 
 temperatura durante 1 hora. 
3. A la primera hora, retiramos una probeta de acero AISI SAE 316L y una 
 probeta de acero AISI SAE 304H; cerramos la puerta del horno y 
 continuamos con el proceso. 
4. A la segunda hora retiramos las otras dos probetas, una probeta de acero 
 AISI SAE 316L y una probeta de acero AISI SAE 304H; cerramos la puerta 
 del horno y continuamos con el proceso. Realizamos el mismo proceso con 
 las últimas dos (2) probetas retirándolas del horno a las tres horas de estar 
 expuestas a la temperatura de 700 ºC. 
5. De la primera fase quedan tres (3) probetas de acero al carbono 1020 se 
 Realiza la exposición de temperatura en el horno; se va a realizar el mismo 
 procedimiento estipulado en e l punto 1, 2, 3 y 4; la temperatura de exposición 
 va a ser de 700 ºC durante un tiempo de exposición de tres (3) horas. 
6. Para las probetas de la fase 2 aplicamos el mismo procedimiento experimental 
 de los puntos 1, 2, 3, 4, 5; y la temperatura de exposición va a ser de 750 ºCconstante, durante un tiempo de 3 horas. 
 
4.4 LIMPIEZA DE LAS PROBETAS DESPUÉS DEL ENSAYO 
 
Al terminar en ensayo de la exposición de las probetas a las temperaturas ya 
establecidas se sigue el siguiente procedimiento de limpieza: 
 
1. Se les pasa un cepillo de alambre suavemente por la superficie, quitando la 
capa corrosiva que se forma en la superficie del acero. 
 
2. Se aplica sustancia ácida para limpiar la capa corrosiva de la superficie de la 
probeta según norma ASTM-G1. Las muestras se limpian con agua destilada y 
químicos de alta calidad de reactivos; en la prueba se utilizó el compuesto 
para Stailess Steels: 100 mL nitric acid 3HNO , sp gr 1.42 - Reagent water to 
make 1000 Ml. 
 
3. Las muestras se pasan por un flujo de aire caliente; posteriormente se pesan 
nuevamente las muestras, anotando los resultados. 
 
4.5 CONVERSIÓN DE DATOS. 
 
Para trabajar con mayor facilidad en la fase experimental, se le dio una 
designación de valores en letras a las probetas. 
 
La designación se realizó de la siguiente manera: 
• Grupo 1. Para una temperatura de 700 ºC 
Probeta 1, acero carbono 1020 = A1 
Probeta 2, acero carbono 1020 = A2 
Probeta 3, acero carbono 1020 = A3 
 
Probeta 1, acero 304H = B1 
Probeta 2, acero 304H = B2 
Probeta 3, acero 304H = B3 
 
Probeta 1, acero 316L = C1 
Probeta 2, acero 316L = C2 
Probeta 3, acero 316L = C3 
 
• Grupo 2. Para una temperatura de 750 ºC 
 Probeta 1, acero carbono 1020 = A4 
Probeta 2, acero carbono 1020 = A5 
Probeta 3, acero carbono 1020 = A6 
 
 
Probeta 1, acero 304H = B4 
Probeta 2, acero 304H = B5 
Probeta 3, acero 304H = B6 
 
Probeta 1, acero 316L = C4 
Probeta 2, acero 316L = C5 
Probeta 3, acero 316L = C6 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
5. RECOLECCIÓN DE DATOS 
 
5.1 VELOCIDAD DE CORROSIÓN. 
 
Para determinar que espécimen tiene mayor resistencia a la corrosión, se tomó 
como punto de partida la velocidad de corrosión para cada acero, utilizando el 
análisis gravimétrico; este tipo de comportamientos se pueden observar en las 
figuras 1 y 2; donde se representan la velocidad de corrosión versus tiempo de 
exposición. 
 
La información de ganancia de pesos se encuentran el anexo A. En el anexo B se 
presentan algunas fotografías tomadas dentro de la fase experimental. 
 
5.2 GRÁFICAS DE LA VELOCIDAD DE CORROSIÓN. 
 
Figura 1 . Velocidad de corrosión en los aceros AISI SAE 304H, AISI SAE 316 L 
 y acero al carbono 1020; a una temperatura constante de 700 ºC 
-20000
0
20000
40000
60000
80000
100000
120000
140000
160000
180000
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5
TIEMPO (hrs)
V
E
LO
C
ID
A
D
 D
E
 C
O
R
R
O
S
IO
N
 (
m
py
)
ACERO 1020
ACERO 304H
ACERO 316L
 
Figura 2 . Velocidad de corrosión en los aceros AISI SAE 304H, AISI SAE 316 L 
 y acero al carbono 1020; a una temperatura constante de 750 ºC. 
-50000
0
50000
100000
150000
200000
250000
300000
350000
0 0,5 1 1,5 2 2,5 3 3,5
TIEMPO (hrs)
V
E
LO
C
ID
A
D
 D
E
 C
O
R
R
O
S
IO
N
 (
m
py
)
ACERO 1020
ACERO 304H
ACERO 316L
 
Estas gráficas proporcionan la tendencia que tiene cada uno de los aceros que se 
sometieron a temperaturas constantes de 700 ºC y 750 ºC; se observa que los 
aceros al exponerlos a estas temperaturas a tiempos determinados, generan un 
comportamiento en las velocidades de corrosión. 
 
Al exponer los aceros durante una (1) hora a temperatura constante, la velocidad 
de corrosión es máxima; al pasar la hora de exposición la velocidad de corrosión 
disminuye tendiendo a estabilizarse. 
 
A mayor temperatura durante un tiempo de exposición determinado la velocidad 
de corrosión aumenta, por lo que se determina que la velocidad de corrosión es 
directamente proporcional al aumento de temperatura y tiempo de exposición. 
 
En la tabla 1 y 2; se puede observar los valores de la velocidad de corrosión a 
diferentes temperaturas. 
 
 
Tabla 2 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 304H, 
 AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una temperatura de 
 exposición constante de 700 ºC. 
 
T = 700 C 
 
PERDIDA 
DE PESO DENSIDAD AREA 
Constant ( K) in 
Corrosion Velocidad de Corrosión PERDIDA DEL 
 (g) ALEACION (cm^2) Rate Equation (mpy) METAL 
 (g/cm^3) (milímetros) 
 
A.1 0,3018 7,86 0,81 3,45x 10^6 163542,5502 0,474036377 
A.2 0,3832 7,86 0,81 3,45x 10^6 103826,2181 0,601891119 
A.3 0,237 7,86 0,81 3,45x 10^6 42809,34879 0,372255207 
B.1 0,0112 7,94 0,81 3,45x 10^6 6008,023136 0,01741456 
B.2 0,0251 7,94 0,81 3,45x 10^6 6732,204497 0,039027272 
B.3 0,0431 7,94 0,81 3,45x 10^6 7706,720154 0,067014958 
C.1 0,0217 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 11582,19623 0,033571583 
C.2 0,0378 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 10087,7193 0,058479532 
C.3 0,0574 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 10212,25904 0,088802253 
 
 
Tabla 3 . Valores de la velocidad de corrosión para los aceros AISI SAE 304H, 
 AISI SAE 316L y acero al carbono 1020; para una temperatura de 
 750 ºC. 
 
 
T = 750 C 
 
PERDIDA 
DE PESO DENSIDAD AREA 
Constant (K) in 
Corrosion Velocidad de Corrosión PERDIDA DEL 
 (g) ALEACION (cm^2) Rate Equation (mpy) METAL 
 (g/cm^3) (milímetros) 
 
A.4 0,5272 7,86 0,81 3,45x 10^6 285684,6669 0,828071498 
A.5 0,6058 7,86 0,81 3,45x 10^6 164138,6297 0,951528288 
A.6 0,5761 7,86 0,81 3,45x 10^6 104061,0373 0,904878585 
B.4 0,0648 7,94 0,81 3,45x 10^6 34760,70529 0,100755668 
B.5 0,0952 7,94 0,81 3,45x 10^6 25534,09833 0,148023758 
B.6 0,1035 7,94 0,81 3,45x 10^6 18506,85698 0,160929191 
C.4 0,0998 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 53267,42783 0,154398342 
C.5 0,1643 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 43846,88573 0,254184845 
C.6 0,2313 7,98 0,81 1.00 x 10^4 x D 41151,48984 0,357839042 
 
De los siguientes resultados, se observa que los aceros AISI SAE 304H y AISI 
SAE 316L son los más resistentes según la velocidad de la corrosión encontrada 
bajo las condiciones establecidas, a temperaturas de 700°C y 750°C durante un 
tiempo de 3 horas. 
 
Se observa el comportamiento parabólico durante las 3 horas de exposición de 
los aceros, debido quizá a la formación de una capa superficial compacta 32OCr 
que disminuye su velocidad de desgaste por corrosión, la cual es controlada por el 
transporte de iones en la capa de óxido y no por la difusión de oxidantes en el 
fundido; El acero que tuvo un mayor arco parabólico fue el acero al carbono 1020. 
 
Se puede contemplar que a mayor temperatura, es mayor el incremento en la 
velocidad de corrosión. Pero a mayor tiempo de exposición la velocidad de 
corrosión tiende a estabilizarse de un valor máximo a un valor mínimo constante. 
 
En la tabla 1 y 2 se presentan los resultados de la velocidad de corrosión de los 
aceros de estudio. En ellas se mide el potencial de la velocidad corrosiva 
generado por un depósito de sal; esta última fue medida por pruebas gravimétricas 
que experimentó el material después de extraer los productos de oxidación-
corrosión. La influencia de la temperatura sobre la corrosión por depósitos de 
ceniza cuya oxidación (oxidación entre V/Na y el contenido de azufre) varía en un 
amplio rango, queda de manifiesto en las figuras 1 y 2; hasta 750 ºC la intensidad 
del ataque corrosivo de un deposito de sales fundidas se incrementa con la 
temperatura, ya que depende del efecto de la temperatura sobre la oxidación de la 
aleación. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
6. CONCLUSIONES 
 
� La técnica gravimétrica, es una buena herramienta para determinar y 
evaluar la velocidad de corrosión para algunos materiales que están 
expuestos ante un ambiente corrosivo de sales fundidas a altas 
temperaturas. 
 
� Al no tener los implementos de laboratorio adecuadopara la limpieza de las 
piezas se pueden ocasionar variaciones de los valores de la velocidad de 
corrosión generando márgenes de error considerables. 
 
� El acero 304H es el más resistente a un ambiente corrosivo de sales 
fundidas a altas temperaturas, según la velocidad de corrosión dada por las 
pruebas gravimetrícas. Este resultado es generado por la conformación de 
una capa superficial compacta 32OCr que disminuye su velocidad de 
desgaste por corrosión, la cual es controlada por el transporte de iones en 
la capa de óxido y no por la difusión de oxidantes en el fundido, 
ocasionando una menor velocidad de corrosión. 
 
� El acero al carbono 1020 es el acero menos resistente a un ambiente 
corrosivo de sales fundidas a altas temperaturas, según la tendencia dada 
por pruebas gravimétricas. Este resultado es por la alta velocidad corrosiva 
que sufre el material perdiendo gran cantidad de material de la superficie. 
 
� A mayor temperatura en un medio de ambiente corrosivo de sales fundidas 
para los aceros de estudio, hay una mayor velocidad de corrosión, 
deteriorando la resistencia de los materiales. 
 
� De la gráfica Velocidad de corrosión Vs. Tiempo de exposición; se puede 
observar que las curvas para cada material tienen un comportamiento 
parabólico con una tendencia a estabilizarse en determinado valor. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
7. RECOMENDACIONES 
 
� Se recomienda que en futuros trabajos en pruebas gravimétricas se amplíe el 
tiempo de exposición de los aceros, con el propósito de obtener unos 
resultados más detallados. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
8. REFERENCIAS BIBLIOGRÁFICAS 
 
 
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 Specialty Products, Inc. www.metalsamples.com. 
 
34. G 1 – 90 (Reapproved 1999), Standard Practice for Preparing, Cleaning, 
 and Evaluating Corrosion Test Specimens.
 
 
 
9. ANEXOS 
 
FOTOS TOMADAS A LOS ACEROS QUE FUERON UTILIZADOS EN LAS 
PRUEBAS GRAVIMETRÍCAS. 
 
 
 
 
 
Foto 1 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1 hora 
 de exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 2 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 2 horas 
 de Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 3 . Aceros 1020 expuesto a temperatura de 700 ºC 3 horas de exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 4 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1 
 hora de Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 5 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 2 
 horas de Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 6 . Aceros 304H expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 3 
 horas de Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 7 . Aceros 316L expuesto a temperatura de 700 ºC y 750 ºC durante 1 
 hora de Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 8 . Aceros 316L expuesto a temperatura de 750 ºC durante 2 horas de 
 Exposición. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 9 . Foto del agente corrosivo que se va a utilizar el mezcla compuesta de 
 80% V2O5 (Pentóxido de Vanadio) y 20% Na2SO4 (Sulfato de sodio. 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
 
Foto 10 . Foto después del decapado realizado a las piezas.